(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組織全体に占めるフェライト相の面積率が85%以上、ベイナイト相の面積率が2〜9%であり、前記フェライト相が下記の条件i)〜iii)を満足するミクロ組織を有する高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:1.0〜1.8%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.06〜0.13%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1350℃の加熱温度で加熱し、850〜950℃の仕上温度で熱間圧延後、30℃/秒以上の平均冷却速度で650〜750℃の冷却停止温度まで一次冷却し、引き続き0.5〜5秒間空冷後、20℃/秒以上50℃/秒以下の平均冷却速度で二次冷却して、400〜500℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
i) アスペクト比が3.0未満の結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が80%以上、
ii) 鋼中の全析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合が70%以上、
iii) 平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%以上
【請求項２】
さらに、質量%で、V:0.03〜0.15%、Cr:0.01〜0.5%のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有する成分組成を有することを特徴とする請求項1に記載の引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の構造部品に適した高強度熱延鋼板、特に、伸びおよび伸びフランジ特性に優れた引張強度TSが780MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題に対する関心が高まるなか、自動車用鋼板には、軽量化による燃費向上を目的に一層の高強度-薄肉化が要求されている。現在では、自動車のピラーやメンバーなどの構造部品に主として440MPa級や590MPa級のTSを有する高強度熱延鋼板が使用されるようになっているが、近い将来、780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板の実用化が予測されている。
【０００３】
そのため、780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板を対象とした研究開発が活発に行われており、高強度化にともなって劣化する加工性の向上、なかでも伸びおよび伸びフランジ特性の向上を図った種々の高強度熱延鋼板が提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献1には、ベイナイト相を体積率で5〜70%含み、残部が実質的にフェライト相からなる複合組織を有し、フェライト相中に以下の(1)式を満たす範囲でTiおよびMoを含む析出物が分散析出していることを特徴とするTSが690MPa以上の加工性(伸びおよび伸びフランジ特性)に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
(Mo/96)/{(Ti/48)+(Mo/96)}≧0.25・・・(1)
ただし、(1)式中のTi、Moは析出物中の各成分の重量%を表す。
【０００５】
また、特許文献2には、質量%で、C:0.04〜0.15%、Si:1.5%以下、Mn:0.5〜1.6%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.04%以下、Ti:0.03〜0.15%、およびMo:0.03〜0.5%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、析出物の存在するフェライト相と、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相からなる第二相と、前記フェライト相および第二相以外のその他の相と、からなる組織を有し、かつ前記析出物の存在するフェライト相の割合が40〜95%、前記その他の相の割合が5%以下である高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００６】
さらに、特許文献3には、質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:0.5〜1.6%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.03〜0.20%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50〜90%がフェライト相で、かつ残部が実質的にベイナイト相であって、フェライト相とベイナイト相の体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト相中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れたTSが780MPa以上の高強度熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開2003-321739号公報
【特許文献２】特開2004-339606号公報
【特許文献３】特開2007-9322号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献1〜3に記載の高強度熱延鋼板には、次のような問題がある。すなわち、特許文献1、2に記載の高強度熱延鋼板は、Moを使用しているためコスト高である。また、通常、伸びフランジ性は鉄連規格JFST1001に準拠した円錐ポンチを用いた穴拡げ試験により評価される。特許文献1〜3に記載の高強度熱延鋼板では、このような伸びフランジ性が良好であっても、変形部の歪分布が小さくなるような、具体的には円筒穴拡げに代表される変形部の歪勾配が小さくなるような伸びフランジ加工を受けると割れが発生する場合がある。
【０００９】
本発明は、このような問題を解決した、安価で、かつ伸びおよび伸びフランジ特性に優れたTSが780MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
【００１１】
イ) 変形部の歪勾配が小さくなるような伸びフランジ加工での加工性を良好とするには、鋼板の一様伸び特性を向上させることが重要である。
【００１２】
ロ) それには、成分組成を適正化した上で、面積率で2〜9%のベイナイト相を含有するフェライト相主体のミクロ組織とし、フェライト相において、アスペクト比が3.0未満の結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が80%以上、鋼中の全析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合が70%以上、平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%以上となる条件を満足させることが効果的である。
【００１３】
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:1.0〜1.8%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.06〜0.13%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織全体に占めるフェライト相の面積率が85%以上、ベイナイト相の面積率が2〜9%であり、前記フェライト相が下記の条件i)〜iii)を満足するミクロ組織を有することを特徴とする引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板を提供する。
i) アスペクト比が3.0未満の結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が80%以上
ii) 鋼中の全析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合が70%以上
iii) 平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%以上
本発明の高強度熱延鋼板では、さらに、質量%で、V:0.03〜0.15%、Cr:0.01〜0.5%のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有する成分組成とすることが好ましい。
【００１４】
本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1350℃の加熱温度で加熱し、850〜950℃の仕上温度で熱間圧延後、30℃/秒以上の平均冷却速度で650〜750℃の冷却停止温度まで一次冷却し、引き続き0.5〜5秒間空冷後、20℃/秒以上の平均冷却速度で二次冷却して、400〜500℃の巻取温度で巻取ることによって製造できる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、安価で、かつ一様伸び特性が良好であり、ひいては変形部の歪勾配が小さくなるような伸びフランジ加工での加工性にも優れる伸びおよび伸びフランジ特性に優れたTSが780MPa以上の高強度熱延鋼板が製造可能になった。本発明の高強度熱延鋼板を自動車のピラーやメンバーなどの構造部品に適用すれば、乗客の安全性を確保しながら薄肉化が可能となり、自動車の環境負荷が低減されることが期待される。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１７】
1) 成分組成
C:0.06〜0.15%
Cは、硬質なベイナイト相の形成を促進したり、フェライト相中に直径20nm未満の微細なTiの炭化物(析出物)として析出し、高強度化に有効な元素である。780MPa以上のTSを得るためにはC量を0.06％以上とする必要がある。一方、C量が0.15％を超えると溶接性が低下する。したがって、C量は0.06〜0.15％、好ましくは0.07〜0.12%とする。
【００１８】
Si:1.2%以下
Siは、固溶強化に寄与する元素であるが、その量が1.2%を超えると表面性状が著しく劣化し、耐食性が低下する。したがって、Si量は1.2%以下、好ましくは0.3〜0.9%とする。
【００１９】
Mn:1.0〜1.8%
Mnは、高強度化に有効な元素であるが、その量が1.0%未満だと780MPa以上のTSが得られない。一方、Mn量が1.8%を超えると中心偏析が顕著になり、伸びおよび伸びフランジ特性などの加工性や溶接性が低下する。したがって、Mn量は1.0〜1.8%、好ましくは1.2〜1.6%とする。
【００２０】
P:0.04%以下
Pは、その量が0.04%を超えると粒界に偏析し、低温靱性や伸びおよび伸びフランジ特性などの加工性を低下させる。したがって、P量は0.04%以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００２１】
S:0.005%以下
Sは、MnやTiと硫化物を形成し、伸びおよび伸びフランジ特性などの加工性を低下させる。したがって、S量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００２２】
Al:0.05%以下
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、その清浄度を向上させるのに有効な元素であるので、0.001%以上含有されていることが好ましい。しかし、Al量が0.05%を超えると介在物が多量に生成し、表面疵の原因になる。したがって、Al量は0.05%以下、好ましくは0.01〜0.04%とする。
【００２３】
Ti:0.06〜0.13%
Tiは、フェライト相中でCと結合し微細な析出物として析出し、その高強度化に寄与する元素である。780MPa以上のTSを得るためにはTi量を0.06%以上とする必要があるが、0.13%を超えるとその効果は飽和し、コストアップを招く。したがって、Ti量は0.06〜0.13%、好ましくは0.09〜0.12%とする。
【００２４】
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、V:0.03〜0.15%、Cr:0.01〜0.5%のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有させることができる。
【００２５】
V:0.03〜0.15%
Vは、鋼を析出強化または固溶強化し、高強度化や疲労強度の向上に寄与する元素である。しかし、その量が0.03%未満だとその効果が乏しく、0.15%を超えるとその効果は飽和し、コストアップを招く。したがって、V量は0.03〜0.15%とすることが好ましい。
【００２６】
Cr:0.01〜0.5%
Crも、Vと同様、鋼を析出強化または固溶強化し、高強度化や疲労強度の向上に寄与する元素である。しかし、その量が0.01%未満だとその効果が乏しく、0.5%を超えるとその効果は飽和し、コストアップを招く。したがって、Cr量は0.01〜0.5%とすることが好ましい。
【００２７】
2) ミクロ組織
本発明において、780MPa以上のTSは、平均直径20nm未満の微細なTiを含む析出物により硬質化されたフェライト相と硬質なベイナイト相によって達成される。すなわち、鋼中の全析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合が70%以上になるようにしてTiを微細に析出させる。このような微細なTi析出物は、主に組織全体に占める面積率で85%以上のフェライト相中に析出し、フェライト相を析出強化する。あわせて、面積率で2〜9%の硬質なベイナイト相を含有させて高強度化が図られている。鋼中の全析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合が70%未満であったり、ベイナイト相の面積率が2%未満だと、780MPa以上のTSが得られない。また、ベイナイト相の面積率が9%を超えると伸び特性の低下を招く。
【００２８】
優れた伸び特性は、組織全体に占める面積率で85%以上を延性に富んだフェライト相にするとともに、フェライト相におけるアスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積率を80%以上にして、十分に再結晶したフェライト相を主体とすることにより達成される。特に、平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率を50%以上にする、すなわち微細な析出物をフェライト相中により均一に析出すると一様伸び特性が著しく向上し、変形部の歪勾配が小さくなるような伸びフランジ加工時の割れの発生を防止できる。このようなフェライト相中に観察される微細な析出物は、主にTiを含む析出物である。組織全体に占めるフェライト相の面積率が85%未満であったり、フェライト相におけるアスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積率が80%未満だと、伸び特性の低下を招く。また、平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%未満だと一様伸び特性の劣化を招く。なお、フェライト相におけるアスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積率は90%以上にすることが好ましい。
【００２９】
優れた伸びフランジ特性は、フェライト相を微細な析出物により硬質化し、ベイナイト相との硬度差を減少させることにより達成される。これは、硬度差が少なくなることによりフェライト相とベイナイト相の界面における応力集中が緩和されるためと考えられる。また、上記したように、微細な析出物をフェライト相中により均一に析出させると一様伸び特性が著しく向上し、変形部の歪勾配が小さくなるような伸びフランジ加工時にも割れが発生せず、優れた伸びフランジ特性が得られることになる。
【００３０】
ここで、組織全体に占めるフェライト相やベイナイト相の面積率は、走査型電子顕微鏡(SEM)用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタール溶液で腐食し、倍率1000倍でSEM写真を3視野撮影し、画像解析処理により各相の面積を測定し、観察視野の面積に占める割合(百分率)として求めた。また、フェライト相におけるアスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積率は、同様にして、アスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積を測定し、フェライト相の面積に占める割合として求めた。なお、結晶粒のアスペクト比は、結晶粒における(圧延方向の最大粒径)/(板厚方向の最大粒径)で定義される。
【００３１】
平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量は、次のような方法で求めた。すなわち、試料を、10%AA系電解液(10vol%アセチルアセトン-1mass%塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール)中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解後、表面に析出物が付着している試料を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液(500mg/l)(以下、SHMP水溶液と称す)中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置、ICP質量分析装置、原子吸光分析装置などを用いて分析し、ろ液中のTiの絶対量を測定した。そして、Tiの絶対量を電解重量で除して、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi含有量(鋼における質量%)を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。また、鋼中に析出している全析出物中のTi含有量(鋼における質量%)は、孔径20nmのフィルタを用いてろ過する前のSHMP水溶液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、上記と同様にして求めた。これらのTi含有量から、鋼中の全析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合を算出した。
【００３２】
また、平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率は次のような方法で求めた。まず、TEMにより倍率10,000倍の視野中に確認されるフェライト結晶粒を高倍(50,000倍程度)で観察し、20nm未満の析出物の存在する結晶粒の面積を求める。同様な作業を3〜5視野で繰り返し、20nm未満の析出物の存在する結晶粒の総面積を求め、観察した視野におけるフェライト相の総面積に対する20nm未満の析出物の存在する結晶粒の総面積の割合(百分率)を面積率とした。
【００３３】
3) 製造条件
スラブの加熱温度:1150〜1350℃
熱間圧延後フェライト相中に微細なTiを含む析出物を析出させるには、スラブ中に析出している粗大なTiを含む析出物などを熱間圧延前に溶解させる必要がある。そのためには、スラブを1150℃以上に加熱する必要がある。一方、スラブを1350℃を超えて加熱するとフェライト相の結晶粒が粗大化して強度低下を招きやすい。したがって、スラブの加熱温度は1150〜1350℃、好ましくは1170〜1260℃とする。
【００３４】
熱間圧延の仕上温度:850〜950℃
仕上温度が850℃未満だとフェライトとオーステナイトの二相域で圧延されるため、圧延後のフェライト相の結晶粒が伸展し、アスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積率を80%以上にすることが困難になる。一方、仕上温度が950℃を超えると析出物径が大きくなるため、必要な析出強化能を得ることができない。したがって、熱間圧延の仕上温度は850〜950℃、好ましくは880〜920℃とする。
【００３５】
熱間圧延後の一次冷却条件:平均冷却速度30℃/秒以上、冷却停止温度650〜750℃
一次冷却の平均冷却速度が30℃/秒未満ではパーライト相が生成し、伸びおよび伸びフランジ特性が劣化する。したがって、一次冷却の平均冷却速度は30℃/秒以上とする。平均冷却速度の上限は、特に限定しないが、次の冷却停止温度域で冷却を停止させるには100℃/秒程度の冷却速度が好ましい。なお、一次冷却の方法は、特に限定する必要はなく、例えば、公知のラミナー冷却による水冷を利用できる。
【００３６】
一次冷却の冷却停止温度が650℃未満では、その後の空冷時にフェライト相中に微細なTiを含む析出物が十分に析出できず、また、750℃以上では平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%未満となる。したがって、一次冷却の冷却停止温度は650〜750℃、好ましくは680〜720℃とする。
【００３７】
一次冷却後の空冷条件:空冷時間0.5〜5秒
一次冷却後の空冷は、本発明における重要なポイントである。すなわち、空冷によりフェライト相中に微細なTiを含む析出物の析出が促進され、こうした析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%以上となるため、一様伸び特性を大きく向上でき、変形部の歪分布が小さくなるような伸びフランジ加工を受けた時の割れを防止できることになる。
【００３８】
しかし、空冷時間が0.5秒未満では微細なTiを含む析出物の析出が十分でなく、5秒を超えると平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率が50%未満となる。したがって、一次冷却後の空冷時間は0.5〜5秒間、好ましくは1〜4秒間とする。
【００３９】
なお、空冷時の冷却速度は、概ね15℃/秒以下である。
【００４０】
空冷後の二次冷却条件:平均冷却速度20℃/秒以上
空冷後は、巻取りまで平均冷却速度20℃/秒以上で二次冷却する。これは、平均冷却速度が20℃/秒未満ではパーライト相が生成し、伸びおよび伸びフランジ特性が低下するためである。
【００４１】
巻取温度:400〜500℃
巻取温度が400℃未満では著しく硬質なマルテンサイト相が生成し、500℃を超えるとパーライト相が生成して、伸びおよび伸びフランジ特性が著しく低下する。したがって、巻取温度は400〜500℃、好ましくは420〜480℃とする。
【００４２】
その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて2次精錬を行って製造される。その後の鋳造は、生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うのが好ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行いスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。また、熱間圧延後、調質圧延を行ったり、溶融亜鉛系めっき、電気亜鉛系めっき、化成処理を施すことも可能である。ここで、亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした(すなわち亜鉛を約90%以上含有する)めっきであり、亜鉛のほかにAl、Crなどの合金元素を含んだめっきや亜鉛系めっき後に合金化処理を行っためっきのことである。
【実施例】
【００４３】
表1に示す成分組成を有する鋼No.A〜Dを転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。これらの鋼スラブを、表2に示す熱延条件で板厚3.4mmの熱延鋼板No.1〜6を作製した。
【００４４】
そして、上記の方法により、組織全体に占めるフェライト相の面積率(F相の面積率)、ベイナイト相の面積率(B相の面積率)、フェライト相のアスペクト比が3.0未満の結晶粒のフェライト相全体に占める面積率(アスペクト比が3.0未満の結晶粒の面積率)、鋼中に析出している全ての析出物中のTi含有量の合計に対する平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計の割合[(20nm未満の析出物中のTi量)/(全析出物中のTi量)×100]、および平均直径20nm未満の析出物が存在する結晶粒のフェライト相全体に占める面積率(20nm未満の析出物の存在する結晶粒の面積率)を求めた。
【００４５】
また、JIS 5号引張試験片(圧延方向に平行)を採取し、JIS Z2241に準拠して歪み速度10mm/minで引張試験を行い、TS、全伸びEl、一様伸びU-Elを測定し、TSが780MPa以上、Elが24%以上、U-Elが12%以上であれば本発明の目標を達成しているとした。
【００４６】
さらに、130mm角の穴広げ試験用試験片を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠した穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを求め、λが75%以上であれば伸びフランジ性が良好であるとした。
【００４７】
結果を表3に示す。本発明例では、TSが780MPa以上であり、Elが24%以上、伸び特性に優れ、かつ75%以上の高いλが得られ、伸びフランジ特性にも優れていることがわかる。さらに、本発明例では、U-Elが12%以上と一様伸び特性にも優れていることがわかる。
【００４８】
【表１】
0005556157.tif 000002
【００４９】
【表２】
0005556157.tif 000003
【００５０】
【表３】
0005556157.tif 000004